JP2013049895A - 高一様伸び特性を備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管、およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級高強度ラインパイプ用で、優れた変形特性と溶接部靱性を兼ね備えた高強度溶接鋼管およびその製造方法を提供する。
【解決手段】特定の、母材の成分組成と溶接金属の成分組成を備え、前記母材部は、第１相がフェライトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上がフェライト粒界に存在したミクロ組織を有し、前記溶接金属部は、アシキュラフェライトの面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有する溶接鋼管。上記特定の母材成分組成を有する鋼片を、Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をする。
【選択図】なし
【解決手段】特定の、母材の成分組成と溶接金属の成分組成を備え、前記母材部は、第１相がフェライトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上がフェライト粒界に存在したミクロ組織を有し、前記溶接金属部は、アシキュラフェライトの面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有する溶接鋼管。上記特定の母材成分組成を有する鋼片を、Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をする。
【選択図】なし
Description
本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０（引張強度５５０ＭＰａを超え）級高強度ラインパイプ用で、−２０℃までの低温域での優れた溶接部靱性を兼ね備えた高強度溶接鋼管およびその製造方法に関する。
近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、年々高強度化され、さらに、大地震や凍土地帯における地盤変動を原因として、ラインパイプに大変形が生じても、座屈を発生しにくい高変形能の要求もなされるようになってきた。
鋼材の変形能は降伏比が低い程大きいため、鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した２相組織とする低降伏比鋼が開発されている。
例えば特許文献１は低降伏比低炭素低合金高張力鋼の製造方法に関し、軟質相中に硬質相が適度に分散した組織の鋼が記載され、その製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ´）を施す熱処理方法が開示されている。
特許文献２は建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法に関し、同様な考え方にもとづき、溶接鋼管の製造工程において、冷間での曲げ成形および継ぎ目部の溶接を行ってから２相域に加熱後冷却する、低降伏比鋼管の製造方法が開示されている。特許文献３は低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼に関し、軟質相である加工フェライトと、ベイナイトやマルテンサイトの硬質相を混在させた組織により低降伏比が達成されることが開示されている。特許文献４は高強度高靭性鋼板の製造方法に関し、ベイナイト中に硬質な島状マルテンサイトを分散させた場合、低降伏比が達成されることが開示されている。
ラインパイプに大変形が生じて座屈が発生した後、更にパイプの変形が進むと、パイプには局部的な歪集中が生じ、延性破壊発生限界歪に到達すると延性破壊が生じる。延性破壊発生限界歪は、鋼材の一様伸びと相関すると考えられることから、低降伏比とともに高一様伸びを備えた鋼も開発されている。
特許文献５は低降伏比高強度高靭性鋼板およびその製造方法に関し、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織で、体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含み、鋼板長手方向の一様伸びが１２％以上である鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献６には特許文献５による低降伏比高強度高靭性鋼板を用いた低降伏比高強度高靭性鋼管およびその製造方法が記載されている。
現在、引張強度が５５０ＭＰａを超える、ＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高強度ラインパイプの実用化が進展し、−２０℃の寒冷な地震地帯などでの敷設も検討されているが、特許文献５および６には鋼板を鋼管とする際の突合せ溶接部に関する記載がなく、鋼管として上記環境に適したものは記載されていない。なお、特許文献１〜４には一様伸びについての記載はない。
そこで、本発明は、地震等の地盤変動による曲げ変形を受けた場合の、座屈発生の抑制と、パイプが座屈しても、座屈部からの延性破壊発生の防止するための高い一様伸びを有し、かつ溶接部における優れた低温靱性を兼ね備えたＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高強度鋼を用いた鋼管を提供することを目的とする。
本発明者等は、埋設鋼管が地盤変動によって曲げ変形を受けた際、曲げ内側での座屈発生を、当該位置での圧縮歪量が１％となるまで抑制することを目標に鋼の引張特性およびミクロ組織について鋭意検討し、以下の知見を得た。なお、本発明で溶接部低温靱性とは溶接金属の低温靭性を指す。
１ 応力−歪曲線の１％歪前後における硬化勾配が大きくなるほど座屈発生が抑制でき、 実管曲げ試験では、使用鋼管の応力−歪曲線における０．５％耐力値に対する１．５％耐力値が１．１５以上となる場合に座屈が発生しなくなる。
２ 鋼板の一様伸びには島状マルテンサイト（ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）という場合がある）の形態および第１相中の分散状態が大きく影響し、素材鋼板の製造方法と冷間加工による鋼管形状への成形中の熱処理を制御することで、低温靱性を得るために必要な溶接金属のミクロ組織を変質させることなく、上記１の達成に最適なＭＡの形態および分散状態が得られる。
１ 応力−歪曲線の１％歪前後における硬化勾配が大きくなるほど座屈発生が抑制でき、 実管曲げ試験では、使用鋼管の応力−歪曲線における０．５％耐力値に対する１．５％耐力値が１．１５以上となる場合に座屈が発生しなくなる。
２ 鋼板の一様伸びには島状マルテンサイト（ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ）という場合がある）の形態および第１相中の分散状態が大きく影響し、素材鋼板の製造方法と冷間加工による鋼管形状への成形中の熱処理を制御することで、低温靱性を得るために必要な溶接金属のミクロ組織を変質させることなく、上記１の達成に最適なＭＡの形態および分散状態が得られる。
尚、本発明において「高一様伸び」とは母材部の０．５％耐力に対する１．５％耐力の比（１．５％耐力／０．５％耐力の値）が１．１５以上かつ引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％以上の優れた変形性能を備えていることを指す。
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は
１．母材の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接金属の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．０８％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．３〜１．８％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００１〜０．００３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜０．４％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．２％、
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部は、第１相がフェライトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上がフェライト粒界に存在したミクロ組織を有し、
前記溶接金属部は、アシキュラフェライトの面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。
２．母材部の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。
３．質量％で、
Ｃ：０．０３超え〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、
Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
４．鋼片の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする３記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
１．母材の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接金属の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．０８％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．３〜１．８％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００１〜０．００３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜０．４％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．２％、
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部は、第１相がフェライトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上がフェライト粒界に存在したミクロ組織を有し、
前記溶接金属部は、アシキュラフェライトの面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。
２．母材部の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。
３．質量％で、
Ｃ：０．０３超え〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、
Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
４．鋼片の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする３記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、地震等の地盤変動によっても鋼管の座屈およびその後の延性破壊が生じにくく、かつ−２０℃までの溶接部低温靱性を有するＡＰＩ規格Ｘ６５〜Ｘ７０級の高強度鋼管を提供することが可能で、産業上極めて有用である。
本発明では、母材部および溶接金属部の成分組成とミクロ組織をそれぞれ規定する。
［母材部成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３％超、０．０６％以下
Ｃは十分なＭＡ面積率を確保するために０．０３％を超える添加が必要である。一方、０．０６％を超えて添加すると、母材部ミクロ組織でフェライト相と第２相のＭＡに加えてパーライト相の生成を招き延性の低下につながるため、上限を０．０６％とする。
［母材部成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３％超、０．０６％以下
Ｃは十分なＭＡ面積率を確保するために０．０３％を超える添加が必要である。一方、０．０６％を超えて添加すると、母材部ミクロ組織でフェライト相と第２相のＭＡに加えてパーライト相の生成を招き延性の低下につながるため、上限を０．０６％とする。
Ｓｉ：０．１％以下
Ｓｉは溶接熱影響部においてはＭＡの生成を助長し、溶接部靱性の低下をもたらすため、溶接部におけるＭＡの生成を抑制するため上限を０．１％とする。
Ｓｉは溶接熱影響部においてはＭＡの生成を助長し、溶接部靱性の低下をもたらすため、溶接部におけるＭＡの生成を抑制するため上限を０．１％とする。
Ｍｎ：１．０〜１．７％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり、未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり、未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。
後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、１．０％以上の添加が必要である。一方、１．７％を超えて添加してもその効果が飽和するため経済性の観点から、上限を１．７％とする。
Ａｌ：０．００３〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。Ｓｉと同時添加で十分な脱酸効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０８％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、一様伸び低下の原因となるため、上限を０．０８％とする。
Ａｌは脱酸元素として作用する。Ｓｉと同時添加で十分な脱酸効果を得るためには０．００３％以上の含有が必要である。一方、０．０８％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、一様伸び低下の原因となるため、上限を０．０８％とする。
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％
Ｎｂは熱間圧延中のオーステナイト未再結晶域を拡大し、鋼の焼入れ性向上元素としても作用する。また、Ｍｎと同様に未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０４％を超えて添加すると溶接部靱性を低下させることから、上限を０．０４％とする。
Ｎｂは熱間圧延中のオーステナイト未再結晶域を拡大し、鋼の焼入れ性向上元素としても作用する。また、Ｍｎと同様に未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０４％を超えて添加すると溶接部靱性を低下させることから、上限を０．０４％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し、靭性に悪影響を与える、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００５％以上含有させる。一方、０．０２５％を超えて添加するとＴｉＣを形成するようになり、その析出硬化で降伏比が上昇しやすくなることから、上限を０．０２５％とする。
Ｔｉは窒化物を形成し、靭性に悪影響を与える、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００５％以上含有させる。一方、０．０２５％を超えて添加するとＴｉＣを形成するようになり、その析出硬化で降伏比が上昇しやすくなることから、上限を０．０２５％とする。
さらに、本発明では、母材部の強度としてＡＰＩ規格のＸ６５〜Ｘ７０強度を確保し、溶接熱影響部の強度上昇を目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を含有する。
Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｎｉ：０．１〜０．５％
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさない。この効果を得るために、０．１％以上含有することが好ましいが、０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさない。この効果を得るために、０．１％以上含有することが好ましいが、０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｍｏ：０．１〜０．５％
Ｍｏは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｍｏは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｃｒは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．５％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．５％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．５％とする。
Ｖ：０．００３〜０．０４％
Ｖは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため添加することができる。０．００３％以上含有することによって、鋼中で炭化物を形成して析出強化により鋼の強度を高めることができる。一方、０．０４％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性に悪影響を及ぼすため、含有する場合には上限を０．０４％とする。
Ｖは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため添加することができる。０．００３％以上含有することによって、鋼中で炭化物を形成して析出強化により鋼の強度を高めることができる。一方、０．０４％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性に悪影響を及ぼすため、含有する場合には上限を０．０４％とする。
以上が母材部の基本成分組成であるが、一様伸び特性をさらに向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上を含有させることができる。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御あるいは酸化物若しくは窒化物を形成し、鋼の清浄度を向上させて一様伸びを向上させる。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、０．０１％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって延性を劣化させるので、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、０．０１％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって延性を劣化させるので、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、上限を０．０２％とすることが好ましい。
ＲＥＭは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有すると延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、上限を０．０２％とすることが好ましい。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有すると、鋼の清浄度が著しく低下し、延性の低下につながるため、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有すると、鋼の清浄度が著しく低下し、延性の低下につながるため、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効である。酸化物の微細化効果を十分に得るためには０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有しても効果が飽和することから、含有する場合には、上限を０．０１％とすることが好ましい。
Ｍｇは製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効である。酸化物の微細化効果を十分に得るためには０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．０１％を超えて含有しても効果が飽和することから、含有する場合には、上限を０．０１％とすることが好ましい。
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。本発明においてＰおよびＳは不可避的不純物で、過度のＰ含有は鋳造時に中心偏析して鋼の延性を低下させるため、また、過度のＳ含有は延性に有害なＭｎＳの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量は０．０１％以下、Ｓ量は０．００３％以下であることが好ましい。
［溶接金属成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０６％〜０．０８％
溶接金属においてＣは溶接金属高温割れを防止するために０．０６％以上必要である。一方、０．０８％を超えると、溶接金属靱性にとっては有害なＭＡが溶接金属ミクロ組織中に多数生成するため、上限を０．０８％とする。
Ｃ：０．０６％〜０．０８％
溶接金属においてＣは溶接金属高温割れを防止するために０．０６％以上必要である。一方、０．０８％を超えると、溶接金属靱性にとっては有害なＭＡが溶接金属ミクロ組織中に多数生成するため、上限を０．０８％とする。
Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のＳｉが０．２％未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し靱性の低下をもたらすため０．２％以上必要である。一方、０．５％を超えると溶接金属靱性にとっては有害なＭＡの生成が著しくなるため、上限を０．５％とする。
Ｓｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のＳｉが０．２％未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し靱性の低下をもたらすため０．２％以上必要である。一方、０．５％を超えると溶接金属靱性にとっては有害なＭＡの生成が著しくなるため、上限を０．５％とする。
Ｍｎ：１．３〜１．８％
Ｍｎは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属をポリゴナルフェライトより強度の高いアシキュラフェライトとするために、１．３％以上含有することが必要である。一方、１．８％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を１．８％とする。
Ｍｎは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属をポリゴナルフェライトより強度の高いアシキュラフェライトとするために、１．３％以上含有することが必要である。一方、１．８％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限を１．８％とする。
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは母材部からの希釈で不可避不純物として溶接金属中に存在するが、０．０３％を超えると後述するＴｉＯの生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライトの微細化が抑制され優れた低温靱性を得ることができないため、上限を０．０３％とする。
Ａｌは母材部からの希釈で不可避不純物として溶接金属中に存在するが、０．０３％を超えると後述するＴｉＯの生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライトの微細化が抑制され優れた低温靱性を得ることができないため、上限を０．０３％とする。
Ｂ：０．００１〜０．００３％
Ｂは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、アシキュラフェライト主体組織とするために必要な元素である。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには０．００１％以上含有することが必要であるが、０．００３％を超えても効果が飽和するため、上限を０．００３％とする。
Ｂは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、アシキュラフェライト主体組織とするために必要な元素である。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには０．００１％以上含有することが必要であるが、０．００３％を超えても効果が飽和するため、上限を０．００３％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、溶接金属中の固溶Ｎと、Ｂより先に窒化物を形成することにより、オーステナイト粒界においてＢを固溶Ｂとして存在させる。そのような効果を得るため、０．００５％以上含有することが必要である。一方、０．０２５％を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靱性の低下をもたらすため、上限を０．０２５％とする。
Ｎｂは、溶接金属中の固溶Ｎと、Ｂより先に窒化物を形成することにより、オーステナイト粒界においてＢを固溶Ｂとして存在させる。そのような効果を得るため、０．００５％以上含有することが必要である。一方、０．０２５％を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靱性の低下をもたらすため、上限を０．０２５％とする。
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能するＴｉＯを形成する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要で、Ｔｉは０．０１５％以上含有することが必要である。一方、０．０４０％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４０％とする。
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能するＴｉＯを形成する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要で、Ｔｉは０．０１５％以上含有することが必要である。一方、０．０４０％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４０％とする。
Ｃｕ：０．１％以下
Ｃｕは母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、０．１％を超えて含まれると、溶接金属の凝固過程で柱状晶界面に偏析し、かつ、地鉄より融点が低いため液化割れの原因となることから、上限を０．１％とする。
Ｃｕは母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、０．１％を超えて含まれると、溶接金属の凝固過程で柱状晶界面に偏析し、かつ、地鉄より融点が低いため液化割れの原因となることから、上限を０．１％とする。
Ｖ：０．０３％以下
Ｖは主に母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、０．０３％を超えて含まれると炭化物を形成して析出硬化し、溶接金属の靱性の低下をもたらすため、上限を０．０３％とする。
Ｖは主に母材からの希釈で溶接金属中に不純物として含まれることがあるが、０．０３％を超えて含まれると炭化物を形成して析出硬化し、溶接金属の靱性の低下をもたらすため、上限を０．０３％とする。
Ｏ：０．０１５〜０．０４％
Ｏは、上述のＴｉと反応して溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能するＴｉＯを形成する。微細なアシキュラフェライト組織を得るのに必要な多数のＴｉＯの生成させるため、０．０１５％以上含有することが必要である。一方、０．０４％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４％とする。
Ｏは、上述のＴｉと反応して溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能するＴｉＯを形成する。微細なアシキュラフェライト組織を得るのに必要な多数のＴｉＯの生成させるため、０．０１５％以上含有することが必要である。一方、０．０４％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４％とする。
Ｎ：０．０１％以下
溶接金属中のＮは不可避的不純物として存在するが、０．０１％を超えて含む場合、固溶して溶接金属靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０１％とする。
溶接金属中のＮは不可避的不純物として存在するが、０．０１％を超えて含む場合、固溶して溶接金属靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０１％とする。
さらに、本発明では、溶接金属の強度上昇を目的として、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒの１種または２種以上を含有させる。
Ｎｉ：０．１〜０．４％
Ｎｉは、０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多く含有しても靱性劣化を起こさない。しかし、０．４％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．４％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．４％とする。
Ｎｉは、０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多く含有しても靱性劣化を起こさない。しかし、０．４％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．４％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．４％とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．２％
Ｍｏは０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．２％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．２％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．２％とする。
Ｍｏは０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．２％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．２％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．２％とする。
Ｃｒ：０．１〜０．２％
Ｃｒもまた０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、０．２％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．２％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．２％とする。
Ｃｒもまた０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、０．２％までの添加でＡＰＩＸ７０の強度を満足させることができ、０．２％を超えて含有させても効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．２％とする。
溶接金属において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、本発明においてＰおよびＳは不可避的不純物で、過度のＰ含有は溶接金属部の粒界に偏析して延性・靭性を低下させるため、また、過度のＳ含有は延性に有害なＭｎＳの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量は０．０１％以下、Ｓ量は０．００３％以下であることが好ましい。
［母材部ミクロ組織］
本発明では、鋼管母材部のミクロ組織を、フェライト主体の第１相（母相）と、前記第１相（母相）中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相を平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイト（ＭＡと言う場合がある）とする。前記第２相の島状マルテンサイトの面積率は５〜２０％で、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、フェライト粒界に存在している組織に規定する。
［母材部ミクロ組織］
本発明では、鋼管母材部のミクロ組織を、フェライト主体の第１相（母相）と、前記第１相（母相）中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相を平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイト（ＭＡと言う場合がある）とする。前記第２相の島状マルテンサイトの面積率は５〜２０％で、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、フェライト粒界に存在している組織に規定する。
鋼管の曲げ座屈限界歪を向上させるべく、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比（以下、耐力比とも称する）を高めるため、母材部において、ＭＡを第２相として、面積率で５〜２０％分散させる。
面積率５％未満では、鋼管の曲げ座屈限界歪を向上させる十分な耐力比が得られず、一方、面積率が２０％を超えた場合、後述するＭＡのアスペクト比が規定を満足していても、一様伸び低下が著しくなることから上限を２０％とする。
尚、ＭＡ面積率は倍率１０００〜３０００倍程度で鋼の断面ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真を４視野以上撮影し、それぞれの写真中に見えるＭＡ粒の個々の面積を画像解析によって測定、積算し、測定視野面積で除することによって算出する。
ＭＡのアスペクト比は２．０以下とする。ＭＡ粒の形状は、細長い状態であるほどＭＡと第１相であるフェライト相との界面から微視的な破壊が生じやすくなり、その結果、一様伸びが低下するため、２．０以下とする。
ＭＡのアスペクト比は、１０００〜３０００倍程度の倍率で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し、視野毎に、個々のＭＡ粒について、長径および短径を画像解析により計測してアスペクト比（＝長径／短径）を求めた後、平均値を算出し、更に全視野での平均値を求める。
さらに、これらアスペクト比２．０以下のＭＡがフェライト粒内に存在する場合、高い耐力比は得られるものの、強度が上昇したときの一様伸びの低下が著しいため、ＭＡが第１相の結晶粒界面に存在することが重要で、フェライト粒界上に存在するＭＡが、全ＭＡの９０％以上となる必要がある。
フェライト粒界上に存在するＭＡの分率は、上述の面積率測定で計測した全ＭＡ粒子についてＳＥＭ写真で粒界との位置関係を確認し、粒界上に存在している粒子の数を数え、全ＭＡ粒子数で割ることで算出する。
なお、フェライト粒界は例えばナイタール腐食によって現出することができるので、観察されたＭＡがこれらの粒界上にあるかないかを確認することが可能である。
本発明においては、母相の主体であるフェライト、および第２相である島状マルテンサイト（ＭＡ）以外のミクロ組織の面積率は小さいほどよい。
しかし、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイト（ＭＡとも言う）以外のミクロ組織の面積率が小さい場合には、その影響が小さいため、トータルの面積率で５％以下の他の金属組織、すなわち、パーライトやセメンタイトなどを１種または２種以上を含有してもよい。
なお、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイト（ＭＡ）以外のミクロ組織として、残留オーステナイトが存在する場合、加工誘起変態に伴う伸び向上効果が期待できるものの、一旦塑性加工した後は硬質なマルテンサイト化して、むしろ延性低下の原因になることから、その面積率は２％未満であることが好ましく、１％未満であることがさらに好ましい。
［溶接金属ミクロ組織］
本発明では、鋼管溶接金属のミクロ組織を、面積率で８０％以上のアシキュラフェライト組織かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下の組織に規定する。
本発明では、鋼管溶接金属のミクロ組織を、面積率で８０％以上のアシキュラフェライト組織かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下の組織に規定する。
溶接金属において高強度と優れた靱性を両立させるためには、多数のＴｉＯを核として変態生成した微細なアシキュラフェライト組織とすることが必要で、熱処理等により一部オーステナイト化してから再変態して生成するマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の分率が増大すると靱性が著しく低下する。
このため溶接金属中のアシキュラフェライト面積率を８０％以上とすることが必要で、好ましくは９０％以上とする。また、溶接金属においては硬質なＭＡは少量でも著しく靱性を劣化させるため、面積率を５％以下、好ましくは２％以下とする。
以下、上記成分組成と上記ミクロ組織を備えた鋼の、好適な製造方法について述べる。
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。
鋼片加熱温度：Ａｃ３以上
熱間圧延により形状およびミクロ組織を造り込むため、鋼片をオーステナイト化する目的で、Ａｃ３以上の温度に再加熱する。加熱温度がＡｃ３未満の場合、未変態フェライト等が残存し、その後のミクロ組織制御に悪影響を及ぼす。完全にオーステナイト化するためには加熱温度を１０００℃以上とすることが好ましい。一方、鋼片加熱温度の上限は、母材靱性の観点からは１２００℃以下とすることが好ましい。鋼片加熱温度：Ａｃ３以上より熱間圧延を開始する。直送圧延の場合は、再加熱せず、Ａｃ３以上の温度で熱間圧延を開始する。なお、Ａｃ３温度は鋼の合金元素含有量を下記式（１）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｃ３＝９６１．６−３１１．９Ｃ＋４９．５Ｓｉ−３６．４Ｍｎ＋１２．７Ａｌ−５１Ｃｕ−２９Ｎｉ−８．７Ｃｒ＋１３．５Ｍｏ＋３０８．１Ｎｂ−１４０Ｖ＋３１８．９Ｔｉ＋６１１．２Ｂ （１）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
熱間圧延により形状およびミクロ組織を造り込むため、鋼片をオーステナイト化する目的で、Ａｃ３以上の温度に再加熱する。加熱温度がＡｃ３未満の場合、未変態フェライト等が残存し、その後のミクロ組織制御に悪影響を及ぼす。完全にオーステナイト化するためには加熱温度を１０００℃以上とすることが好ましい。一方、鋼片加熱温度の上限は、母材靱性の観点からは１２００℃以下とすることが好ましい。鋼片加熱温度：Ａｃ３以上より熱間圧延を開始する。直送圧延の場合は、再加熱せず、Ａｃ３以上の温度で熱間圧延を開始する。なお、Ａｃ３温度は鋼の合金元素含有量を下記式（１）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｃ３＝９６１．６−３１１．９Ｃ＋４９．５Ｓｉ−３６．４Ｍｎ＋１２．７Ａｌ−５１Ｃｕ−２９Ｎｉ−８．７Ｃｒ＋１３．５Ｍｏ＋３０８．１Ｎｂ−１４０Ｖ＋３１８．９Ｔｉ＋６１１．２Ｂ （１）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
熱間圧延終了温度：Ａｒ３以上
熱間圧延により所定の板厚・板幅に成形するときの圧延温度がＡｒ３未満まで低下した場合、圧延中に変態生成したフェライトが加工を受けた、いわゆる加工フェライトが形成される。加工フェライト量の増加に伴い、降伏強度が上昇するため、鋼管の曲げ座屈歪向上に必要な耐力比を達成することが難しくなることから、圧延最終パスの温度をＡｒ３以上とする。好ましくは、８００℃以上とする。熱間圧延後はミクロ組織第１相をフェライトとするために空冷を実施する。
なお、Ａｒ３温度は鋼の合金元素添加量を下記式（２）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ （２）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
熱間圧延により所定の板厚・板幅に成形するときの圧延温度がＡｒ３未満まで低下した場合、圧延中に変態生成したフェライトが加工を受けた、いわゆる加工フェライトが形成される。加工フェライト量の増加に伴い、降伏強度が上昇するため、鋼管の曲げ座屈歪向上に必要な耐力比を達成することが難しくなることから、圧延最終パスの温度をＡｒ３以上とする。好ましくは、８００℃以上とする。熱間圧延後はミクロ組織第１相をフェライトとするために空冷を実施する。
なお、Ａｒ３温度は鋼の合金元素添加量を下記式（２）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ （２）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
次に、鋼管の製造条件について述べる。
まず、上述の製造方法によって製造された鋼板を冷間加工法によって筒状に成形する。成形方法はＵＯＥ法、ロールベンド法等があるがいずれでもかまわない。そして筒状に成形した後、再加熱処理を実施する。
まず、上述の製造方法によって製造された鋼板を冷間加工法によって筒状に成形する。成形方法はＵＯＥ法、ロールベンド法等があるがいずれでもかまわない。そして筒状に成形した後、再加熱処理を実施する。
再加熱温度：Ａｃ１以上Ａｃ３以下
ミクロ組織第１相を目標とするフェライトとした後、加熱によりその一部をオーステナイトに逆変態させる。この場合、逆変態オーステナイトはフェライト粒界３重点より変態し、かつ、拡散的に変態することから、後の冷却過程でさらに変態生成するＭＡがフェライト粒内に生成することを抑制し、さらに、生成するＭＡをアスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状とすることができる。
ミクロ組織第１相を目標とするフェライトとした後、加熱によりその一部をオーステナイトに逆変態させる。この場合、逆変態オーステナイトはフェライト粒界３重点より変態し、かつ、拡散的に変態することから、後の冷却過程でさらに変態生成するＭＡがフェライト粒内に生成することを抑制し、さらに、生成するＭＡをアスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状とすることができる。
再加熱温度がＡｃ１未満の場合、オーステナイトに逆変態しないため硬質第２相としてのＭＡを生成させることができない。一方、再加熱温度がＡｃ３を超えると、全面的にオーステナイトに逆変態してしまい、硬質相を所定の面積率で分散させた状態を得ることが極めて困難となるため、再加熱温度をＡｃ１以上Ａｃ３以下とする。加熱時の逆変態オーステナイトをフェライトの粒内から生成することを抑制するために、加熱時の昇温速度を２℃／ｓ以上とすることが好ましい。
Ａｃ１温度は鋼の合金元素添加量を下記式（３）に代入することで簡易に求めることができる。
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ （３）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
Ａｃ１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ （３）
式中のＭ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
再加熱後は空冷あるいは水冷を実施する。硬質相であるＭＡの硬さを上げてより安定的に高い耐力比を得るためには、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで水冷することが好ましい。
加熱冷却を行った後、端部を溶接する。先に端部を溶接してからＭＡを生成させる加熱冷却を行ってしまうと、溶接金属が再変態し、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトあるいはＭＡが生成し、組織中のアシキュラフェライト面積率を８０％以上にできない。
特に、溶接金属がＡｃ１〜Ａｃ３の温度域に加熱されると、多量のＭＡが溶接金属中に生成し、ＭＡ面積率が目標値である５％以下を満足できない。以上の理由により、鋼管とするためのシーム溶接は必ず母材部の加熱冷却の後に行い、溶接金属のミクロ組織がアシキュラフェライト主体の組織となるようにする。
シーム溶接はサブマージドアーク溶接による内外面１層溶接が一般的であるが、レーザーあるいはレーザーアークハイブリッド溶接等による１層溶接でもかまわない。シーム溶接後、管の真円度向上を目的とした拡管成形を行う。拡管条件としては形状確保の観点から拡管率を０．６％以上、２．０％以下とすることが好ましい。
表１に示す化学組成Ａ〜Ｊの鋼を用い、表２に示す鋼片加熱、圧延、冷却を施して、鋼板Ｎｏ．１〜１２を作製した。なお、表１に表示していないが、不可避的不純物であるＰおよびＳの含有量は、いずれも、Ｐ量：０．０１％以下、Ｓ量：０．００３％以下、であった。
これらの鋼板より圧延方向と直交する方向に、平行部幅１５０ｍｍ、平行部長さ６００ｍｍとする平板引張試験片を採取し、ＵＯＥ鋼管のＵ−Ｏプレス成形に相当する引張歪を付与してから、表３に示す熱処理条件で加熱・冷却を実施した。
次に、この熱処理された平板引張試験片試料を使い、表３に示す溶接入熱条件で、鋼管のシーム溶接を模擬する内外面１層サブマージドアーク溶接を実施した。最後に、このサブマージドアーク溶接部を含む試験体に、ＵＯＥ鋼管の拡管成形に相当する引張歪を付与した。なお、比較として、平板引張試験片に引張歪を付与した後、先にサブマージドアーク溶接を行い、その後、加熱・冷却を行い、最後に再び引張歪を付与する試験体も作製した．
サブマージドアーク溶接部を含む試験体の母材部中央よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、元の鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積率、平均アスペクト比、およびフェライト粒界に属するＭＡの割合を画像解析によって計測・算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第１相の種類を確認した。
次に、同じ試験体の母材部中央よりＪＩＳ Ｚ２２０１に従って１４Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験はＪＩＺ Ｚ２２４１に従い、降伏強度、引張強度、一様伸びを計測した。
同じく、試験体の母材部中央よりＪＩＳ Ｚ２２０２に従って２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はＪＩＳ Ｚ２２４２に従い、延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を計測した。
サブマージドアーク溶接部の溶接金属より化学成分分析試料を採取し、溶接金属の化学成分を測定した。表４に測定結果を示す。
サブマージドアーク溶接部より、溶接金属のミクロ組織観察用サンプルを採取し、板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、各視野のＭＡの面積率を画像解析によって計測・算出し、５視野分の平均値を求めた。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の種類を確認した。
次に、サブマージドアーク溶接部からＪＩＳ Ｚ２２０２に従って２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属のシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー試験はＪＩＳ Ｚ２２４２に従い、試験温度−２０℃における吸収エネルギー（３本平均値）を計測した。
ＵＯＥ鋼管の製造工程を模擬する冷間加工＋熱処理後＋内外面１層サブマージドアーク溶接＋拡管相当冷間加工を実施した試験体の母材部および溶接金属部のミクロ組織画像解析結果および機械的性質調査結果をまとめて表５に示す。
Ｎｏ．１−１〜６は母材部化学組成、溶接金属化学組成、母材部ミクロ組織、および溶接金属ミクロ組織が本発明範囲内となる発明例で、いずれもＡＰＩＸ６５ないしＸ７０の強度が得られ、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が１．１５以上であり、引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％を超える値を示し、さらに−２０℃における溶接金属シャルピー吸収エネルギーが１００Ｊを超える、優れた低温靱性を示した。
一方、Ｕ−Ｏプレス相当の冷間加工歪付与後にサブマージドアーク溶接を行ってから加熱・冷却をした比較例Ｎｏ．１−２は、溶接金属のミクロ組織が加熱・冷却の熱影響でアシキュラフェライト面積率およびＭＡ面積率の両方が本発明の範囲外となり、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが著しく低下した。
また、Ｕ−Ｏプレス相当の冷間加工歪付与後の再加熱温度が本願下限を下回った比較例１−３は、再加熱時にオーステナイト化が起こらなかったため、ＭＡの面積率が下限の５％を下回った結果、引張強度が低く、かつ０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が本発明の目標に達しなかった。逆に、再加熱温度が本願上限を上回った比較例１−４は、再加熱によって全面的にオーステナイトに逆変態し、その後の空冷時にベイナイト変態をし、ベイナイトラス間にアスペクト比が大きいＭＡが生成した。その結果、引張強度と一様伸びの積が７５００を下回った。
熱間圧延時の鋼片加熱温度が本発明の下限を下回った比較例７は、鋼片が完全にオーステナイト化せず、残留したフェライト相が圧延・成形・加熱の履歴を経ても最後まで残ってしまい、再加熱時後のＭＡ生成に影響してフェライト粒界上のＭＡ分率が本発明の範囲を下回った結果、引張強度と一様伸びとの積が７５００を下回った。同様に、熱間圧延時の圧延終了温度が本発明の下限を下回った比較例８も、フェライト粒界上のＭＡ分率が本発明の範囲を下回ったため、一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びとの積が７５００を下回った。
母材部のＣ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．９は、ＭＡの面積率が上限を上回り、その結果一様伸びが低下し、引張強度と一様伸びとの積が７５００を下回った。母材部のＳｉ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１０は、溶接金属のＳｉ量も上限を上回り、溶接金属中のＭＡ面積率が高くなった結果、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。
母材部のＭｎ量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．１１は、ＭＡの面積率が本発明の範囲を外れたため母材部引張強度が低く、かつ０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が低下した。鋼のＮｂ量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１２は、溶接金属のＮｂ量も本発明の上限を上回り、ＭＡ面積率も本発明の範囲を外れたため、溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。
比較例２−ａ、２−ｂ、２−ｃ、２−ｄ、２−ｅ、２−ｆ、２−ｇ、２−ｈは、いずれも、溶接金属の化学成分が本発明の範囲を外れたもので、母材部は目標とする機械的性質を満足したものの、溶接金属ミクロ組織が本発明の範囲外となるか、ＴｉＯ過剰、あるいはＮｂないしＶの析出硬化の結果、いずれも溶接金属シャルピー吸収エネルギーが低下した。
Claims (4)
- 母材の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
溶接金属の成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．０８％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．３〜１．８％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００１〜０．００３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｃｕ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｎｉ：０．１〜０．４％、
Ｍｏ：０．０５〜０．２％、
Ｃｒ：０．１〜０．２％、
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
前記母材部は、第１相がフェライトで、第２相が第１相中に面積率で５〜２０％分散した平均アスペクト比が２．０以下である島状マルテンサイトで、前記島状マルテンサイトの９０％以上がフェライト粒界に存在したミクロ組織を有し、
前記溶接金属部は、アシキュラフェライトの面積率が８０％以上かつ、島状マルテンサイトの面積率が５％以下であるミクロ組織を有することを特徴とする、
高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。 - 母材部の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３超え〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．５％、
Ｎｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．０４％、
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、
Ａｃ３以上に再加熱後、圧延終了温度Ａｒ３以上で熱間圧延し、その後、空冷して得られた鋼板を冷間成形により筒状に成形した後、Ａｃ１以上Ａｃ３以下に急速加熱し、引続き空冷あるいは水冷で室温まで冷却後、端部を溶接し、最後に拡管をすることを特徴とする、高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。 - 鋼片の成分組成が更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の高一様伸びを備え、かつ溶接部低温靱性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
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|---|---|
| JP (1) | JP5768603B2 (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015085331A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス |
| CN104694844A (zh) * | 2015-03-27 | 2015-06-10 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种x65m管线钢的生产方法 |
| JP2015150597A (ja) * | 2014-02-17 | 2015-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 |
| JP6264520B1 (ja) * | 2017-04-04 | 2018-01-24 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| JP6308337B1 (ja) * | 2017-04-04 | 2018-04-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| EP3480332A4 (en) * | 2016-07-01 | 2019-06-26 | Posco | HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT FEATURES OF LOW ELASTICITY COEFFICIENT AND LOW TEMPERATURE TENACITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| EP3561107A4 (en) * | 2016-12-21 | 2020-01-01 | Posco | LOW ELASTICITY STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TENACITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| CN113025884A (zh) * | 2021-02-07 | 2021-06-25 | 首钢集团有限公司 | 一种管线钢及其制备方法 |
| JP7485920B2 (ja) | 2020-04-14 | 2024-05-17 | 日本製鉄株式会社 | 中継ぎベンディングロール鋼管 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07278656A (ja) * | 1994-04-04 | 1995-10-24 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH08283838A (ja) * | 1995-04-17 | 1996-10-29 | Nippon Steel Corp | 強度、靱性および延性に優れた低降伏比高延性鋼の製造方法 |
| JP2004143556A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Jfe Steel Kk | 厳格靭性要求を満たす厚肉大径ストレートｕｏｅ鋼管およびその製造方法 |
| JP2007302947A (ja) * | 2006-05-11 | 2007-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管および高強度鋼板の製造方法 |
| JP2011074443A (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-14 | Jfe Steel Corp | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 |
| JP2011094231A (ja) * | 2009-09-30 | 2011-05-12 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 |
-
2011
- 2011-08-31 JP JP2011188576A patent/JP5768603B2/ja active Active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07278656A (ja) * | 1994-04-04 | 1995-10-24 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH08283838A (ja) * | 1995-04-17 | 1996-10-29 | Nippon Steel Corp | 強度、靱性および延性に優れた低降伏比高延性鋼の製造方法 |
| JP2004143556A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Jfe Steel Kk | 厳格靭性要求を満たす厚肉大径ストレートｕｏｅ鋼管およびその製造方法 |
| JP2007302947A (ja) * | 2006-05-11 | 2007-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性と変形能に優れた高強度鋼管および高強度鋼板の製造方法 |
| JP2011074443A (ja) * | 2009-09-30 | 2011-04-14 | Jfe Steel Corp | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 |
| JP2011094231A (ja) * | 2009-09-30 | 2011-05-12 | Jfe Steel Corp | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 |
| EP2484792A1 (en) * | 2009-09-30 | 2012-08-08 | JFE Steel Corporation | Steel plate with low yield ratio, high strength, and high toughness and process for producing same |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015085331A (ja) * | 2013-10-28 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 極低温靱性に優れたサブマージアーク溶接金属、及び、それを形成するサブマージアーク溶接用ワイヤ及びフラックス |
| JP2015150597A (ja) * | 2014-02-17 | 2015-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 |
| CN104694844A (zh) * | 2015-03-27 | 2015-06-10 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种x65m管线钢的生产方法 |
| EP3480332A4 (en) * | 2016-07-01 | 2019-06-26 | Posco | HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING EXCELLENT FEATURES OF LOW ELASTICITY COEFFICIENT AND LOW TEMPERATURE TENACITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| JP2019524987A (ja) * | 2016-07-01 | 2019-09-05 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低降伏比特性及び低温靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| EP3561107A4 (en) * | 2016-12-21 | 2020-01-01 | Posco | LOW ELASTICITY STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TENACITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
| JP6308337B1 (ja) * | 2017-04-04 | 2018-04-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| WO2018185853A1 (ja) | 2017-04-04 | 2018-10-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| WO2018185851A1 (ja) | 2017-04-04 | 2018-10-11 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| KR20190124253A (ko) | 2017-04-04 | 2019-11-04 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 세로 심 용접 강관 |
| KR20190124254A (ko) | 2017-04-04 | 2019-11-04 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 세로 심 용접 강관 |
| JP6264520B1 (ja) * | 2017-04-04 | 2018-01-24 | 新日鐵住金株式会社 | 縦シーム溶接鋼管 |
| EP3608432A4 (en) * | 2017-04-04 | 2020-11-04 | Nippon Steel Corporation | VERTICAL JOINT WELDED STEEL PIPE |
| JP7485920B2 (ja) | 2020-04-14 | 2024-05-17 | 日本製鉄株式会社 | 中継ぎベンディングロール鋼管 |
| CN113025884A (zh) * | 2021-02-07 | 2021-06-25 | 首钢集团有限公司 | 一种管线钢及其制备方法 |
| CN113025884B (zh) * | 2021-02-07 | 2022-05-20 | 首钢集团有限公司 | 一种管线钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| JP5768603B2 (ja) | 2015-08-26 |
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